CN110343973A

CN110343973A - 一种斗齿用钢及其制备方法

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Publication number: CN110343973A
Application number: CN201910665911.9A
Authority: CN
Inventors: 郑桂芸; 欧阳峥容; 韩蕾蕾; 王宗斌; 卢栋; 徐峰; 李金浩
Original assignee: Shandong Iron and Steel Group Co Ltd SISG
Current assignee: Shandong Iron and Steel Group Co Ltd SISG
Priority date: 2019-07-23
Filing date: 2019-07-23
Publication date: 2019-10-18

Abstract

本发明涉及冶金技术领域，涉及一种斗齿用钢及其制备方法。所述斗齿用钢化学成分按质量百分比如下：C：0.30％～0.34％，Si：1.30％～1.50％，Mn：0.80％～1.10％，P≤0.025％，S≤0.025％，Cr：1.50％～1.70％，Ti：0.06％～0.08％，Mo：0.10％～0.18％，Al：0.020％～0.050％，H≤1.5×10^‑4％，N：≤80×10^‑4％，T.O≤15×10^‑4％，余量为Fe及不可避免的杂质。所述方法包括以下步骤：(1)电炉冶炼；(2)精炼炉冶炼；(3)VD炉真空精炼；(4)连铸；(5)轧制。本发明的斗齿钢低倍组织好，纯净度高，气体含量低，晶粒细小，组织致密，带状组织级别低，力学性能提高。改善了材料的工艺加工性能及热处理。

Description

一种斗齿用钢及其制备方法

技术领域

本发明涉及冶金技术领域，属于合金钢类，涉及一种斗齿用钢及其制备方法。

背景技术

斗齿是挖掘机关键部件，显著影响挖掘机工作效率。斗齿直接与矿石、砂土、岩石等物料接触。在接触物料时,既承受冲击作用,又承受弯矩作用。服役过程中,斗齿尖部受到较强烈的冲击滑动磨料磨损,尖部表面常出现各式犁沟、变形,造成表面磨损或脱落。因此,要求斗齿必须具有足够的抗磨性、强度和韧性,才能经久耐用。

发明内容

本发明的目的在于，提供一种斗齿用钢及其制备方法。本发明斗齿用钢具有淬透性高和稳定、带窄，力学性能优良，可满足高强、高韧、耐磨斗齿的加工及使用要求。

本发明的具体技术方案如下：

一种斗齿用钢，化学成分按质量百分比如下：

C：0.30％～0.34％，Si：1.30％～1.50％，Mn：0.80％～1.10％，P≤0.025％，S≤0.025％，Cr：1.50％～1.70％，Ti：0.06％～0.08％，Mo：0.10％～0.18％，Al：0.020％～0.050％，H≤1.5×10^-4％，N：≤80×10^-4％，T.O≤15×10^-4％，余量为Fe及不可避免的杂质。

根据本发明，优选的，化学成分按质量百分比如下：

C：0.31％～0.33％，Si：1.37％～1.44％，Mn：0.93％～0.98％，P≤0.018％，S≤0.012％，Cr：1.53％～1.60％，Ti：0.065％～0.08％，Mo：0.13％～0.15％，Al：0.020％～0.040％，H≤1.5×10^-4％，N：≤80×10^-4％，T.O≤15×10^-4％，余量为Fe及不可避免的杂质。

为了保证斗齿用钢的耐磨性，其硬度要求高，表征耐磨性主要体现为钢的末端淬透性，具合金元素在斗齿耐磨低合金钢中的作用主要有：强化铁素体，增加和细化珠光体，改善耐磨钢的低温韧性，提高耐磨钢的耐磨性等。充分发挥这些合金元素对材料基体组织及淬透性的强烈影响，可使材料具有较好的抵抗磨损能力。因此对钢种的主要成分根据各元素在钢中作用进行优化设计。

(1)C的影响

C是低合金钢中主要的元素之一，C在低合金钢材中一部分固溶在铁素体、奥氏体组织中，当C含量超过低合金钢材固溶度时，即形成碳化物，如渗碳体Fe₃C。C含量对低合金钢的组织、淬透性、硬度、强度、韧性、以及耐磨性等都有显著影响。在不出现自由渗碳体的条件下，C含量过低时，低合金钢的淬硬性差，提高C含量有利于提高低合金钢的硬度、强度和韧性。当出现自由渗碳体时，提高C含量使低合金钢的硬度增加，强度和韧性降低。C是强烈扩大奥氏体区元素，适当提高其含量有利于固溶处理后获得单一的奥氏体组织。在正常奥氏体化条件下，碳化物的溶解、扩散均匀化往往不充分，使奥氏体稳定性降低，淬透性变差。淬火处理使C过饱和固溶在铁素体中，形成马氏体，其余C都以渗碳体形式存在。另外，低合金钢材中C的固溶度与其他合金元素及其含量有关，如Si，Si是铁素体形成元素，Si几乎全部固溶于奥氏体和铁素体，不进入碳化物，无论在液态或固态中，Si与Fe结合的作用都比C强，Si的含量愈高，就会有更多的C被排挤出来，铁素体中固溶的C减少，固溶度降低。为了提高斗齿的硬度，应尽量提高含C量，但要保持斗齿有足够的强度和韧性，组织中不能出现连续网状碳化物。

(2)Si的影响

Si大部分固溶于铁素体中，能引起铁素体的固溶强化，提高低合金钢的硬度和强度，其作用仅次于P，较Mn、Ni、Cr、W、Mo和V等元素强。Si在ɑ-Fe及γ-Fe中的溶解度分别是18.5％及2.15％。Si是缩小奥氏体相区元素，能够溶于Fe₃C中，引起碳化物的不稳定，阻碍渗碳体的析出和聚集，因而提高低合金钢的淬透性和回火抗力，但Si对淬透性的影响远低于Mn和Cr。当Si含量超过3％时，将显著降低低合金钢的塑性、韧性和延展性，并提高韧.脆转变温度，导致冷脆；加重热处理过程中的脱C倾向，并促使铁素体在加热过程中晶粒粗化，增大低合金钢的过热敏感性和铸件的热裂倾向。

(3)Mn的影响

Mn在低合金钢中一部分固溶于铁素体或奥氏体中，对铁素体和奥氏体均有较强的固溶强化作用，另一部分形成含Mn合金渗碳体(Fe，Mn)₃C。Mn是奥氏体相区扩大元素，随着其含量的增加，临界温度A4(NJ线)上升，A3(GS线)下降，(ɑ+γ)区下移。当Mn含量超过12％时，上临界点降至室温以下，使低合金钢在室温时形成单一奥氏体组织。Mn除了降低亚共析温度，还可使亚共析体中的C含量减少。相同含C量及冷却速度下，随着含Mn量增加，低合金钢显微组织中的珠光体不但细化，而且数量增多，从而使强度和硬度上升。另外，A3温度下降使先共析铁素体在更低的温度下析出而细化。A1温度下降，能抑制碳化物在过冷奥氏体晶界上的析出，使低合金钢保持较高的塑性，降低低合金钢的韧.脆性转变温度。Mn的最主要优点是能显著地提高低合金钢的淬透性和降低低合金钢的Arl温度和马氏体转变温度，从而增加奥氏体冷却时的过冷度，降低残余奥氏体含量，细化珠光体组织以改善力学性能。Mn是良好的脱氧剂和脱硫剂，与S形成熔点较高的MnS，防止因FeS而导致的热脆现象。

Mn的不利影响是增大低合金钢的过热敏感性，在稍有过热的情况下，晶粒就发生长大。另外还增加回火脆性。

(4)Cr的影响

Cr是耐磨低合金钢的主要合金元素之一，与低合金钢中的C和Fe形成合金渗碳体。Cr能部分溶于固溶体中，强化基体，尤其是与Mn，Si合理搭配，能明显提高低合金钢的淬透性，故能提高低合金钢在热处理状态下的强度和硬度。在铸态下，随着Cr含量的增加，硬度上升而冲击韧性下降。在淬火+回火工艺后，由于Cr的作用，基体组织中残余奥氏体量增多，材料的韧性显著提高。Cr在回火时能阻止或延缓碳化物的析出与积聚，使碳化物呈弥散分布。Cr能提高回火稳定性，因二次碳化物的析出和残余奥氏体的分解而有二次硬化现象。并且Cr是目前使低合金钢钝化并赋予其良好的耐蚀性的唯一有工业使用价值的元素。Cr在低合金钢中的不利方面是增大回火脆性和热敏感性。

(5)Mo的影响

Mo在低合金钢中可固溶于铁素体、奥氏体和碳化物中，它是缩小奥氏体相区的元素。当Mo含量较低时，与Fe、C形成合金渗碳体；含量较高时可形成Mo的特殊碳化物。Mo提高低合金钢的淬透性，其作用较Cr强，稍逊于Mn，也可提高低合金钢的回火稳定性。Mo作为单一合金元素存在时，增加低合金钢的回火脆性：与Cr、Mn等并存时，可降低或抑止因其他元素所导致的回火脆性。Mo对铁素体有固溶强化作用，同时也提高碳化物的稳定性，从而提高低合金钢的强度，同时对改善低合金钢的延展性和韧性以及耐磨性起到有利作用。由于Mo使形变强化后的软化和恢复温度以及再结晶温度提高，并强烈提高铁素体的蠕变抗力，因此有效抑制了渗碳体在450～600℃下的聚集，促进特殊碳化物的析出，因而成为提高低合金钢的热强性的最有效的合金元素。

(6)Ti的影响

Ti为活泼性金属元素。在低合金钢中加入微量的Ti，可以明显细化晶粒，减少枝晶偏析，提高低合金钢的强度和韧性。Ti还能脱氧除气，在低合金钢中能形成非常稳定的TiC，降低时效敏感性和冷脆性。Ti不易溶解，在低合金钢加热到1000℃以上才能缓慢地溶解，这就保证了低合金钢在热处理过程中能获得细晶粒组织。Ti作为单一合金化元素添加到低合金钢中，其含量必须达到一定量(Ti＞0.04％)，才能起到析出强化作用，Ti的加入不宜过量，如果含量过大时，就会有多余的Ti固溶于铁素体中，引起铁素体的脆化，抵消细化晶粒的作用，恶化低合金钢的性能。

(7)S和P的影响

S、P均是有害元素，在低合金钢中易形成晶界夹杂物，增加低合金钢的脆性，增加热处理过程中的开裂倾向。

本发明上述斗齿用钢的制备方法，步骤如下：

(1)电炉冶炼

热装铁水和废钢配料，热装铁水满足75吨以上；在配料过程中加入石灰，白云石，随出钢流加入钢芯铝，钢包合金化时按照成分下限配入合金调整，加入合成渣，控制出钢时碳、磷含量以及其它残余元素符合要求。控制出钢满足后序工位的生产及工序节奏。

(2)精炼炉冶炼

控制炉渣碱度大于2.5，选择合适精炼渣系和软吹制度，精炼过程保持白渣；在白渣下充分搅拌后，取一次样全分析，根据一次样分析结果，按内控要求调整C、Si、Mn、Cr、Mo、Ti、Alt等成分含量。

(3)VD炉真空精炼

真空度小于67Pa保持时间≥22分钟，VD炉处理后软吹氩时间≥20分钟，VD炉软吹氩处理后控制上钢温度；

(4)连铸

中间包液面800-810mm，结晶器液面波动在±2mm之内，钢种液相线温度1476～1485℃，控制中包温度及拉速，控制矫直温度在合适范围内；制定适宜的缓冷制度。

(5)轧制

预热段温度600～850℃，加热段温度1100～1270℃，均热段温度1200～1240℃，允许温差≤30℃。冷坯在600℃以下缓慢升温预热，待钢坯完全奥氏体化后，再提高加热速度。冷坯加热时间7～8h，冷坯加热时间8～9h，相应的热坯加热时间降低1～2h；保证炉内弱还原性气氛。开轧温度1100℃～1190℃。加强对轧制节奏的控制，保证终轧温度900～1000℃。

作为优选，步骤(1)热装铁水和废钢配料，热装铁水满足75吨以上；在配料过程中加入石灰29～35kg/t钢，白云石4～8kg/t钢，随出钢流加入钢芯铝2.0～3.0kg/t钢，钢包合金化时按照成分下限配入合金调整，合成渣用量2.5±0.5kg/t钢，控制出钢时C≥0.08％，P≤0.010％，出钢温度1600～1640℃；

作为优选，步骤(1)热装铁水和废钢配料，热装铁水满足75-85吨；控制出钢时C≥0.08％，进一步优选，0.08％≤C≤0.15％。

作为优选，步骤(1)和步骤(2)中所述合金包括中钼铁、高锰、高铬、硅铁和钛铁中的一种或几种，所述合金的加入量为钼铁：1.6～3.0kg/t，高锰：13.5～18.6kg/t，高铬：29.6～33.5kg/t，硅铁：20.3～23.5kg/t，钛铁：4.09～5.46kg/t。

作为优选，所述钼铁、高锰、高铬、硅铁和钛铁是本领域公知的产品。

作为优选，步骤(2)中控制精炼渣碱度大于2.5，渣成分CaO 53％～55％、SiO₂6％～8％、Al₂O₃ 20％～25％、MgO 3％～5％，FeO+MnO≤1.0％，LF精炼炉出钢前，按0.5～1.5m/t钢喂入铝线调整控制钢中全铝含量目标在0.015～0.030％，按照1.5～3.0m/t钢喂入钙线，白渣保持时间大于30min。

作为优选，步骤(2)中控制精炼渣碱度大于2.5-3.5，白渣保持时间30-35min。

作为优选，步骤(3)中真空度小于67Pa保持时间27～28分钟，VD炉处理后软吹氩时间23～29分钟，VD炉软吹氩处理后控制上钢温度：连铸第一炉：1571～1576℃，第二炉：1541～1546℃，第三炉以后：1536～1541℃。

作为优选，步骤(4)中，中包过热度按20～30℃控制，中包第一炉：1517～1527℃，第二炉以后1501～1511℃；拉速控制坯型按照0.33±0.01m/min控制；坯型按照0.23±0.01m/min控制；铸坯矫直温度≥920℃，铸坯缓冷要求：不能在冷床停留，要及时入坑缓冷，要轻吊轻放，缓冷制度：缓冷坑采用其它热钢坯铺地，圆坯入坑温度大于700℃，出坑温度小于200℃，连铸圆坯缓冷时间不小于72小时，连铸圆坯缓冷时间不小于96小时。

作为优选，步骤(4)中，铸坯矫直温度920～960℃，圆坯入坑温度700～750℃，出坑温度小于200℃，连铸圆坯缓冷时间不小于72小时，连铸圆坯缓冷时间不小于96小时。

作为优选，步骤(5)中加热段分段加热：预热段500～800℃，均热段温度1220～1260℃，允许温差≤30℃。冷坯在600℃以下缓慢升温预热，待钢坯完全奥氏体化后，再提高加热速度。冷坯加热时间7～8h，冷坯加热时间8～9h，相应的热坯加热时间降低1～2h；保证炉内弱还原性气氛。开轧温度1120℃～1180℃。加强对轧制节奏的控制，保证终轧温度920～1020℃。

与现有技术相比，本发明的优势在于：

1、硅、钼、锰、铬、钛合金的加入及合理搭配改善了材料的热处理性能；保证了材料的各项力学性能；提高了斗齿的使用寿命。

2、发明的斗齿钢低倍组织好，纯净度高，气体含量低，晶粒细小，组织致密，带状组织级别低，力学性能提高。改善了材料的工艺加工性能及热处理。

附图说明

图1为本发明实施例1制得的斗齿钢热轧状态金相组织照片100×。

具体实施方式

下面通过具体实施例对本发明做进一步说明，但不限于此。

以下的实施例用于阐述本发明，但本发明的保护范围并不限于以下实施例。

生产工艺流程为：配料→电弧炉冶炼→LF精炼炉精炼→VD真空精炼炉精炼→圆坯连铸(Φ500mm)→连轧轧机轧制。

试验生产3炉次，分别编号1#、2#、和3#。

(1)电弧炉冶炼

炉料结构为废钢+铁水，铁水比例大于60％；主要控制工艺参数列于表1。

表1电弧炉冶炼主要工艺参数

(2)LF精炼炉冶炼

钢包底吹氩气搅拌，采用SiC扩散脱氧，喂铝线进行沉淀脱氧；造渣采用预熔渣、石灰、萤石进行调整；主要控制工艺参数见表2，终渣主要成分见表3。

表2LF精炼炉冶炼主要控制工艺参数

表3LF精炼炉冶炼终渣主要成分(质量百分数，％)

(3)VD炉真空精炼

钢包入VD炉之前，扒除50％左右的炉渣；钢包至VD炉工位后，主要控制工艺参数列于表4。

表4VD炉真空精炼主要控制工艺参数

(4)连铸

连铸机五机五流，铸坯规格Φ500mm。连铸采用大包长水口氩封保护，中间包加低碳覆盖剂保温，中间包钢液液面798mm～800mm，结晶器浸入式水口保护浇注方式。液压非正弦振动；结晶器液位自动控制；采用结晶器电磁搅拌，参数210A/1.2HZ；二冷采用动态控制气一雾冷却的弱冷方式；铸坯多点矫直。连铸控制工艺参数列于表5。

表5连铸控制工艺参数

(5)轧制

轧制规格Φ160mm的圆钢。轧制控制工艺参数列于表6。

表6轧制控制工艺参数

炉次编号	均热温度，℃	加热时间，h	开轧温度，℃	终轧温度，℃
					1#	1200	7.5	1160	940
2#	1200	7.5	1160	940
					3#	1210	8.5	1160	942

结果数据

(1)成分

本实施例成分列于表7。

表7本发明实施例成分(质量百分比，％)

(2)轧材性能检验结果

本实施例低倍、高倍检验及力学、组织分别列于表8、表9和表10、表11。

表8本发明实施例的低倍检验

表9本发明实施例的高倍检验

表10本发明实施例的力学性能

表11本发明实施例的晶粒度、脱碳层、组织

由表8～表11和图1可以看出：本发明的斗齿用钢低倍组织好，夹杂物级别低，气体含量低，晶粒细小，组织致密，带状组织、魏氏组织级别低，力学性能明显提高和稳定等优点。

最后所应说明的是，以上实施例仅用以说明本发明的技术方案而非限制。尽管参照实施例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人员应当理解，对本发明的技术方案进行修改或者等同替换，都不脱离本发明技术方案的精神和范围，其均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。

Claims

1.一种斗齿用钢，其特征在于，所述斗齿用钢化学成分按质量百分比如下：

2.根据权利要求1所述的斗齿用钢，其特征在于，所述斗齿用钢的化学成分按质量百分比如下：C：0.31％～0.33％，Si：1.37％～1.44％，Mn：0.93％～0.98％，P≤0.018％，S≤0.012％，Cr：1.53％～1.60％，Ti：0.065％～0.08％，Mo：0.13％～0.15％，Al：0.020％～0.040％，H≤1.5×10^-4％，N：≤80×10^-4％，T.O≤15×10^-4％，余量为Fe及不可避免的杂质。

3.一种权利要求1或2所述斗齿用钢的制备方法，包括如下步骤：

(1)电炉冶炼

热装铁水和废钢配料，在配料过程中加入石灰，白云石，随出钢流加入钢芯铝，钢包合金化时配入合金，加入合成渣；

(2)精炼炉冶炼

将步骤(1)中经过电炉冶炼的钢液进行LF炉精炼，控制炉渣碱度精炼过程保持白渣，加入合金进行成分微调，保证成分的精确控制，取样全分析；

(3)VD炉真空精炼

将步骤(2)中精炼炉冶炼后的钢水进行真空脱气，保持时间≥22分钟，VD炉处理后软吹氩时间≥20分钟，VD炉软吹氩处理后控制上钢温度；

(4)连铸

中间包液面不低于800-810mm，结晶器液面波动在±2mm之内，钢种液相线温度1476～1485℃，控制中包温度及拉速；

(5)轧制

预热段温度600～850℃，加热段温度1100～1270℃，均热段温度1200～1240℃，开轧温度1100℃～1190℃，终轧温度900～1000℃。

4.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，步骤(1)热装铁水和废钢配料，热装铁水满足75吨以上；在配料过程中加入石灰29～35kg/t钢，白云石4～8kg/t钢，加入钢芯铝2.0～3.0kg/t钢，钢包合金化时按照成分下限配入合金调整，合成渣用量2.5±0.5kg/t钢，控制出钢时C≥0.08％，P≤0.010％，出钢温度1600～1640℃。

5.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，步骤(1)和步骤(2)中所述合金包括钼铁、高锰、高铬、硅铁和钛铁中的一种或几种，所述合金的加入量为钼铁：1.6～3.0kg/t，高锰：13.5～18.6kg/t，高铬：29.6～33.5kg/t，硅铁：20.3～23.5kg/t，钛铁：4.09～5.46kg/t。

6.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，步骤(2)中控制精炼渣碱度大于2.5，渣成分按质量百分比为：CaO 53％～55％、SiO₂ 6％～8％、Al₂O₃ 20％～25％、MgO 3％～5％，FeO+MnO≤1.0％，LF精炼炉出钢前，按0.5～1.5m/t钢喂入铝线调整控制钢中全铝含量目标在0.015～0.030％，按照1.5～3.0m/t钢喂入钙线，白渣保持时间大于30min。

7.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，步骤(3)中真空度小于67Pa保持时间27～28分钟，VD炉处理后软吹氩时间23～29分钟，VD炉软吹氩处理后控制上钢温度：连铸第一炉：1571～1576℃，第二炉：1541～1546℃，第三炉以后：1536～1541℃。

8.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，步骤(4)中，中包过热度按20～30℃控制，中包第一炉：1517～1527℃，第二炉以后1501～1511℃；拉速控制坯型按照0.33±0.01m/min控制；坯型按照0.23±0.01m/min控制；铸坯矫直温度≥920℃，缓冷制度：缓冷坑采用其它热钢坯铺地，圆坯入坑温度大于700℃，出坑温度小于200℃，连铸圆坯缓冷时间不小于72小时，连铸圆坯缓冷时间不小于96小时。

9.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，步骤(5)中加热段分段加热：预热段500～800℃，均热段温度1220～1260℃，冷坯加热时间7～8h，冷坯加热时间8～9h，相应的热坯加热时间降低1～2h；开轧温度1120℃～1180℃终轧温度920～1020℃。